本发明涉及合金的技术领域，具体涉及一种铝合金板材及其制造方法，特别是一种以al-mg-si合金为基础的铝合金板材及其制造方法。
背景技术：
近年来，由于人们对于废气排放等环境保护问题的日益重视，以及对减少不可再生能源消耗的不断需求，对于机动车等运输工具的车体轻量化也提出了越来越高的要求。
而在包括引擎盖、车门、车顶等机动车车体的构造材料中，质量更轻(约为钢板密度的1/3)成形性能和烘烤硬化性能优异的铝合金材料的使用迅猛增加，逐渐替代了之前一直主要使用的钢材。
在现有众多的铝合金材料中，6000系铝合金(即jis6000系铝合金，al-mg-si类)以镁和硅为必要的合金元素，通过析出mg2si作为主要强化相，具有密度小、比强度与比刚度高、抗冲击性好、耐蚀性高和散热性好等优点，其制备得到的铝合金板尤其适于作为薄壁且对强度要求高的机动车车体构造材料，是目前在机动车领域应用最广泛的铝合金。同时，6000系铝合金产品的废料在再利用过程中，由于合金元素不多而熔融后很容易再次获得6000系铝合金材料铸块，其循环再利用性也极佳。
尽管6000系铝合金具有上述优异的性能和广泛的应用，其仍然存在一些难以令人满意的缺陷：例如，常规高强度的6000系铝合金虽然抗拉强度高但延展性能不足，弯曲等加工时容易产生裂纹甚至开裂的问题；例如，基于挤压成形的铝合金的截面形状、厚度等的差异，导致截面各部位的冷却速度产生不均而发生变形，进而使得尺寸精确度变差且铝合金的薄片化变得困难，等等。
正是由于6000系铝合金的广泛应用前景以及存在的上述诸多问题，人们针对6000系铝合金进行了大量的研究，以期开发一种综合性能更为优异的al-mg-si系铝合金。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种综合性能优异的al-mg-si系铝合金及其制造方法，从而克服现有技术的缺点和不足。
为实现上述目的，本发明提供了一种al-mg-si系铝合金板材的制造方法，其特征在于所述制造方法包括如下步骤：
1)提供al-mg-si系铝合金的金属原料；
2)将金属原料加热熔融，并将熔融原料通过双辊铸轧设备进行浇注；
3)对浇注后的板材进行均质化处理；
4)对均质化处理后的板材进行热轧，压下率≥80％；
5)对热轧后的板材进行初冷轧，压下率≥30％；
6)对初冷轧后的板材进行退火；
7)对退火或的板材进行终冷轧，使得两次冷轧后总压下率≥60％；
8)对终冷轧的板材进行固溶处理后再进行热处理；
9)对热处理后的板材进行拉伸矫直。
优选的，所述加热熔融是指，将原料加热至液相线温度30-50℃；所述双辊为空心铜辊；浇注中，所述双辊相向旋转，旋转周速为50-100m/分，同时对双辊施加1.5-2.0kn/mm的压力。
优选的，所述均质化处理是指，将浇注后的板材加热至480-520℃温度后保温10-20小时后，以100-150℃/小时的冷却速度冷却至320℃以下。
优选的，所述热轧是指，开轧温度400-450℃。
优选的，所述退火是指，将初冷轧后的板材加热至450-500℃后保温1-3小时后随炉冷却。
优选的，所述固溶处理是指，将终冷轧后的板材加热至520-550℃的固溶处理温度后，保温4-6小时；随后将板材急冷至165-180℃后，再保温1-2小时，空冷至室温。所述热处理是指，将板材加热至100-120℃后，保温5-10小时后空冷至室温。
优选的，所述拉伸矫直是指，将板材在拉伸矫直设备中施加以产生0.2-0.5％的拉伸应变，随后在150-160℃的温度下保温0.5-1小时。
优选的，所述al-mg-si系铝合金中，含有以质量百分含量计算，1-1.5％mg，3.5-4％si，0.3-0.5％cu，0.4-1.0％fe，0.05-0.2％mn，0.2-0.3％li，余量为al和不可避免的杂质。
与现有al-mg-si系铝合金板材制备方法相比，本发明中的al-mg-si系铝合金板材制备方法制备得到的板材兼具了优异的强度和成形性，同时还具有优异的室温时效抑制性能。
具体实施方式
实施例1
本发明中的综合性能优异的al-mg-si系铝合金板材通过如下方法制备：
首先，按照质量百分含量计算，以1.5％mg，4.0％si，0.5％cu，0.9％fe，0.20％mn，0.25％li，余量为al和不可避免的杂质的配比比例称取各原料后，将原料加热至比液相线温度高40℃以得到熔融金属液，由于本发明中含有较多硅和镁等轻合金元素，在加热熔融过程中充分搅拌以得到混合均匀的金属液。
随后，将金属液浇注到双辊铸轧设备，液面高出浇口30mm，以保证产生足够的静压从而稳定辊间压铸熔体的状态，其中双辊铸轧设备为空心铜辊，并且空心内部通有冷却液体，以保证金属液从熔融温度以200℃/s以上的速度急冷至650℃以下，之所以要保证这样的急冷速度，是因为可以获得超细的金属间化合物，从而能够有效提高铝合金板材的高温强度。同时，驱动双辊以70m/分的旋转周速相向旋转，并分别对铜辊施加对向压力1.8kn/mm(kn/mm表示施加至铜辊的压力除以铜辊的厚度)，如果辊速达不到要求容易导致铸造过程中双辊所受载荷的增加以及熔体凝固层厚度波动，但是辊速也不能太高，太高容易导致熔体与辊面接触的不均匀，而施加一定的对向压力可以配合辊速旋转，以保持凝固部的形状稳定，但是压力过大则会导致辊面的粗糙化进而影响板坯表面的光滑。
随后，对板坯进行均质化处理，具体将浇注后的板材加热至500℃温度后保温15小时后，以130℃/小时的冷却速度冷至320℃以下。均质化处理的温度必须保证铸造板坯中的合金元素均匀、消除偏析，并使得mg2si能够充分固溶。同时，之所以必须保证足够的冷却速度，是防止冷却过程中mg-si的化合物产生析出、凝集，从而影响后续的深拉伸性能以及低温烘烤硬化等性能。均质化处理时间也要得到保证，以保证导致成形性劣化的第二相粒子的充分固溶，但过长的均质化处理效果饱和且造成生产性的低下和成本的增加。
随后，在420℃的开轧温度进行热轧处理，热轧压下率90％。开轧温度过低使得板材变形抗力过高而难以有效热轧，并会导致mg-si的化合物产生析出、凝集，从而影响后续的深拉伸性能以及低温烘烤硬化等性能。但是开轧温度也不能过高，否则会使得热轧过程中晶粒粗化。热轧压下率太低会使得cube取向的生成不充分，进而影响卷边加工等成形性能。热轧压下率也不能过高，需保证板材热轧后足够的厚度，以留有后续冷轧的足够的压下空间。
随后，进行初冷轧，初冷轧的压下率为40％。初冷轧过低会导致退火后的终冷轧压下率过大而造成cube取向的过分生成，进而导致板材异向性的产生，导致深拉伸性能降低。
随后，进行退火处理，具体是将初冷轧后的板材加热至480℃后保温2小时，随后随炉冷却。退火处理的温度必须保证充分再结晶，但是也不能过高，以防止退火过程中晶粒粗化而导致卷边加工等成形性变差。
随后，进行终冷轧，终冷轧后，两次冷轧的总压下率为65％。冷轧总压下率的足够大能够保证cube取向的充分生成。但是总压下率也不宜过大，如超过70％，将会导致各向异性的问题。
终冷轧后，对板材进行固溶处理，具体是将冷轧后的板材加热至530℃的固溶处理温度后，保温5小时，固溶处理温度过低或者保温时间不足，都会导致固溶处理不充分，但如果温度过高可能会导致共晶溶解等问题；随后将板材置入盐浴设备急冷至170℃后，再保温1.5小时，空冷至室温，通过急冷至比固溶处理低的温度，能够使得母相中固溶元素处于过饱和状态，从而促进能在后续时效热处理阶段形成mg2si类有益的强化相的mg-si中间化合物的形成，相对地，自然会抑制其他有害的mg-si金属间化合物生成。而后再进行时效热处理，具体是将板材加热至110℃后，保温7小时后空冷至室温，时效温度过低或时间过短的话，会导致固溶元素不能充分析出以形成mg2si，使得强度降低，而温度过高或时间过久则会导致延伸性能不足。
最后，对时效热处理后的板材在拉伸矫直设备中施加0.3％的拉伸应变，随后在150℃的温度下保温0.8小时。产生所述拉伸应变，能够有效抵抗随后自然时效所导致的屈服强度的升高而提高板材的成形性能，但是该拉伸应变不宜过大，否则由于拉伸应变会导致强度的变大反而影响板材的成形性能。
实施例2中，将铜辊旋转周速调整为200m/分，对铜辊施加对向压力调整为1.0kn/mm，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同；而实施例3中，将金属液开始的冷却速度调整为100℃/s，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例4中，将均质化处理温度设定为480℃，保温时间设定为20小时，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同；实施例5中，均质化处理后以80℃/小时的冷却速度冷至320℃以下，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例6中，将开轧温度调整为400℃，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同；实施例7中，热轧压下率为70％，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例8中，将退火温度设定为530℃，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例9中，将冷轧的总压下率调整为75％，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例10中，直接将固溶处理保温后的板材空冷至室温而不经盐浴急冷保温处理，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。实施例11中，将时效热处理的温度设定为90℃，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
实施例12中，将拉伸矫直产生的拉伸应变设定为0.7％，其余工艺步骤、参数等条件均与实施例1相同。
表1本发明al-mg-si系铝合金板材的性能
对实施例1-12的铝合金板材进行了室温拉伸强度、延伸率、冲压成形性能和室温时效性能的测试。其中，室温拉伸强度、延伸率依据国家标准进行测量；成形性能采用1mm厚200mm见方的板材，以φ100mm的柱状针具在450kn的压力下进行冲压，板材破裂时张出的高度作为评判，数值越大，成形性能越好；室温时效性能以室温放置180日后测得的0.2％屈服强度与制备后直接测得的0.2％屈服强度的差值作为评判，数值越小，表明经过足够长时间的室温自然时效后，其屈服强度的增加值越小，因此抑制室温自然时效的性能越好。测试得到的性能参数具体参见表1。
本发明中铝合金板材所采用的al-mg-si系铝合金，主要有si、mg、cu、fe、mn、li等合金元素组成。
其中，合金元素si与mg是al-mg-si系铝合金的主要合金元素，其能够形成β相的mg-si化合物mg2si，从而通过热处理有效析出并对合金起到强化作用，同时，在si与mg形成mg2si后剩余的si固溶在基体中最后再次析出，能够进一步对铝合金起到强化作用，为了实现上述作用，si的含量太少将不能析出足够的β相，同时会导致后续的烘烤硬化性能显著下降，延展也变差，并且适量的si能增加熔体流动性从而提高合金熔体的铸造性能；但si的含量也不能过高，否则会使得晶界偏析以及晶粒析出的粗大化，进而使得延展性和成形性能变差，同时，过多的si含量会导致熔体合金分布的均匀性难以实现。
如上所述，合金元素mg主要是与si形成强化相，为了获得足够的强化相，mg的含量不能过低；但如果mg的含量过高，将无法获得多余的si所形成的额外的强化效果，同时mg含量过高也容易引起合金熔体的成分偏析而影响铸造效果和产品性能。
合金元素cu能够与si配列形成化合物，从而避免si的晶界偏析导致的脆化，进而提升合金的强度，以及烘烤硬化性能，还能提高合金的耐腐蚀性和耐高温性能；但cu的含量也不宜过高，否则反而会导致耐腐蚀性等劣化。
合金元素fe能够起到固溶强化的作用，同时fe能够起到晶粒细化的作用，从而提高合金的拉伸强度等机械性能，并且由于晶粒细化导致的晶粒数量的增加，能够有效抑制多余的si在晶界的偏析而导致的晶界脆化等问题，为了发挥上述作用，fe的含量不能过低；但由于fe容易与al生成金属间化合物从而降低铝合金的塑性加工性能，因此其含量也不宜过高。
合金元素mn具有一定的固溶强化作用，同时由于能够形成al-mn分散粒子而发挥抑制晶粒粗化，从而达到晶粒细化的目的；同时还能促进fe-al化合物的球状析出，从而避免fe-al化合物对加工塑形产生的不良影响；但是mn的含量也不宜过多，否则反而会引起粗大结晶物的析出进而导致加工性能的恶化，并且过多的mn还会使得熔体固相线温度升高，从而使得铸造温度升高而增加生产成本并降低生产效率。
合金元素li能够在涂装烧烤硬化处理过程中，明显促进β”相析出，从而在后续的自然时效过程中转变为稳定的mg2si强化相，因此li的添加能够显著降低涂装烧烤硬化的处理温度以及时效硬化的性能，为了发挥上述租用，li的添加量不能过低；但是li的添加量也不能过高，过高会导致合金的延伸率和成形性能下降，并且会使得熔体有明显的成分偏析而影响铸造产品的性能。
前述对本发明的具体示例性实施方案的描述是为了说明和例证的目的。这些描述并非想将本发明限定为所公开的精确形式，并且很显然，根据上述教导，可以进行很多改变和变化。对示例性实施例进行选择和描述的目的在于解释本发明的特定原理及其实际应用，从而使得本领域的技术人员能够实现并利用本发明的各种不同的示例性实施方案以及各种不同的选择和改变。本发明的范围意在由权利要求书及其等同形式所限定。